珠光体转变案例学习教案

1、会计学1珠光体转变珠光体转变(zhunbin)案例案例第一页，共55页。图2-2 共析碳钢 IT图Mf高温高温(gown)中温中温低温低温(dwn)第1页/共55页第二页，共55页。n Ar1550 ，Fe、C原子均可扩散。n 共析分解成珠光体 - 铁素体与 渗碳体两相层片状机械混合物。n 珠光体团(或领域) - 片层方向 大致相同的珠光体，在一个奥氏 体晶粒内可以形成35个珠光体 团。 高温转变高温转变图2-3 层片状珠光体示意图原奥氏体晶界原奥氏体晶界珠光体团珠光体团第2页/共55页第三页，共55页。 中温转变中温转变n 550 220 ，C 原子可扩散，Fe原子不能扩散。n 形成贝氏体-

2、过饱和铁素体与渗碳体的非层片状 混合物。 上贝氏体：550 稍下形成，羽毛状。在平行铁素体板条间分布有不连续的杆状渗碳体。 下贝氏体：220 稍上形成，针状。在针状铁素体内分布有细小渗碳体。第3页/共55页第四页，共55页。图2-4 (a) 上贝氏体 X600 (b) 下贝氏体 X400第4页/共55页第五页，共55页。n非扩散型相变：Fe、C原子均不发生扩散，生成的马 氏体与原奥氏体成分相同。n 马氏体：碳在-Fe中的过饱和固溶体。n 马氏体相变是变温型相变，相变开始点 Ms ，终了点 Mf 。 低温转变低温转变第5页/共55页第六页，共55页。图2-5 (a) 低碳钢中的板条马氏体 (X8

3、0) (b) 高碳钢中的针状(片状)马氏体 (X400)第6页/共55页第七页，共55页。图2-6 珠光体和贝氏体两转变曲线的位置变化(a) 部分相重叠 （b) 彼此分离 （c) 一前一后第7页/共55页第八页，共55页。图2-7 共析碳钢的CCT图珠光体转变中止线珠光体转变中止线n cc 线为珠光体转变中止线为珠光体转变中止线线n 转变并未最后完成，但过转变并未最后完成，但过冷奥氏体已停止分解冷奥氏体已停止分解(fnji)。n 临界冷却速度临界冷却速度 VC （Vk）：）：是指使过冷奥氏体不发生分是指使过冷奥氏体不发生分解解(fnji)，得到完全马氏体，得到完全马氏体组织（包括组织（包括AR

4、 ）的最低冷）的最低冷却速度。却速度。第8页/共55页第九页，共55页。2-2 珠光体的组织和性能珠光体的组织和性能珠光体的组织形态珠光体的组织形态片状珠光体片状珠光体球状珠光体球状珠光体 铁素体基体上分布着球状渗碳体。 形成温度() 片层间距 (nm)珠光体 P Ar1 650 500 700索氏体 S 650 600 300 400屈氏体 T 600 550 100 200第9页/共55页第十页，共55页。(a)(b)图2-8 (a) 片状珠光体 (b) 球状珠光体 第10页/共55页第十一页，共55页。珠光体的片层间距珠光体的片层间距(jin j) S0 n 珠光体的片层珠光体的片层间距

5、与转变温度间距与转变温度(wnd)(wnd)有关，与有关，与过冷度成反比。过冷度成反比。图2-9 珠光体片层间距S0 第11页/共55页第十二页，共55页。原因原因(yunyn)： 在一定的过冷度下，若S0过大，原子所需扩散的距离就要增大，这将使转变发生困难。 若S0过小，由于相界面面积增大，使界面能增大，这时GV不变，这会使相变驱动力降低，也会使相变不易进行。所以一定的T对应一定的 S0 。T愈大，碳在奥氏体中的扩散能力愈小，扩散距离变短。另外，GV 会变大，可以增加较多的界面能，所以 S0 会变小。n 原奥氏体晶粒大小对 S0 无明显影响。但原奥氏体晶粒越细小，珠光体团直径也越细小。第12

6、页/共55页第十三页，共55页。 珠光体的力学性能珠光体的力学性能n 片状珠光体的塑性变形基本上发生在铁素体片层 内，渗碳体对位错滑移起阻碍作用，位错最大滑移距离等于片层间距S0 。n 片层间距S0 愈小，强度、硬度愈高，符合Hall-Petch 关系：s = 0 + kS0-1 。 n 球状珠光体的屈服强度取决于铁素体的晶粒大小(直径 df ），也符合Hall-Petch 关系：s = 0 + kdf-1/2 。n 相同碳含量的球状珠光体强度和硬度低于片状珠光体，但塑性、断裂强度和疲劳抗力高于片状珠光体，韧脆转化温度也较低。 第13页/共55页第十四页，共55页。图2-10 碳含量对亚共析钢

7、性能的影响碳含量/wt%图2-11 碳含量对钢的韧性的影响试验温度/第14页/共55页第十五页，共55页。2-3 珠光体转变珠光体转变(zhunbin)机理机理图2-12 自由能-成分曲线珠光体转变是以扩散为基础并受珠光体转变是以扩散为基础并受扩散所控制，属形核长大型。扩散所控制，属形核长大型。珠光体形成珠光体形成(xngchng)的热力学的热力学 在在A1（T1）温度，）温度，、Fe3C 三相的自由能三相的自由能-成分曲线有一共切成分曲线有一共切线。线。 在在A1温度以下温度温度以下温度T2 ，、Fe3C 三相间可作三条共切线，共三相间可作三条共切线，共析成分的奥氏体的自由能在三条析成分的奥

8、氏体的自由能在三条共切线之上。共切线之上。第15页/共55页第十六页，共55页。珠光体形成时的领先相珠光体形成时的领先相 从热力学上讲，铁素体与渗碳体都可能成为领先相。n 共析与过共析钢中，渗碳体为领先相。n 亚共析钢中，铁素体为领先相。 珠光体的长大方式珠光体的长大方式图2-13 共析碳钢珠光体形成过程示意图第16页/共55页第十七页，共55页。珠光体的形核珠光体的形核在奥氏体晶界上先形成一小片渗碳体（长成片状是为了减少应变在奥氏体晶界上先形成一小片渗碳体（长成片状是为了减少应变能），通过邻近奥氏体不断供应碳原子而长大。能），通过邻近奥氏体不断供应碳原子而长大。珠光体的纵向长大珠光体的纵向长

9、大由于形成了由于形成了/，/Fe3C相界面，在相界面前沿相界面，在相界面前沿(qinyn)相中产相中产生浓度差生浓度差C- C-k ，从而引起碳原子由，从而引起碳原子由前沿前沿(qinyn)向向Fe3C前沿前沿(qinyn)扩散，同时，由于扩散，同时，由于C-C, C C-k，也会有碳，也会有碳原子离开铁素体与奥氏体界面向奥氏体内扩散，也会有碳原子由原子离开铁素体与奥氏体界面向奥氏体内扩散，也会有碳原子由奥氏体内向渗碳体和奥氏体界面扩散。扩散的结果破坏了相界面奥氏体内向渗碳体和奥氏体界面扩散。扩散的结果破坏了相界面的碳浓度平衡，为了恢复碳浓度平衡，渗碳体和铁素体就要向奥的碳浓度平衡，为了恢复碳

10、浓度平衡，渗碳体和铁素体就要向奥氏体中纵向长大。氏体中纵向长大。第17页/共55页第十八页，共55页。第18页/共55页第十九页，共55页。珠光体的横向生长珠光体的横向生长Fe3C的横向生长使周围奥氏体产生贫碳区，当碳浓度的横向生长使周围奥氏体产生贫碳区，当碳浓度(nngd)下降到下降到C-k时，在时，在Fe3C两侧通过点阵重构，形成两侧通过点阵重构，形成两小片铁素体。同样，铁素体的横向生长也将产生富碳区两小片铁素体。同样，铁素体的横向生长也将产生富碳区，这又促使渗碳体片的形核生长。如此协调地交替形核生，这又促使渗碳体片的形核生长。如此协调地交替形核生长，从而形成铁素体、渗碳体片相间的层片组织

11、。长，从而形成铁素体、渗碳体片相间的层片组织。铁素体片由于其两侧渗碳体片的形成而停止横向增厚，渗铁素体片由于其两侧渗碳体片的形成而停止横向增厚，渗碳体片的横向生长亦然，故珠光体的横向生长很快就停止碳体片的横向生长亦然，故珠光体的横向生长很快就停止。 在珠光体生长的后期，会出现分岔长大现象。在珠光体生长的后期，会出现分岔长大现象。第19页/共55页第二十页，共55页。第20页/共55页第二十一页，共55页。n 转变温度转变温度(wnd)较高时，扩散容易，形核功起较高时，扩散容易，形核功起主导作用；温度主导作用；温度(wnd)降低，形核功下降，故形降低，形核功下降，故形核率增加。转变温度核率增加。

12、转变温度(wnd)降至一定温度降至一定温度(wnd)时，扩散起主导作用，温度时，扩散起主导作用，温度(wnd)降低，扩散困降低，扩散困难，形核率下降。难，形核率下降。n 形核率随转变温度形核率随转变温度(wnd)的降低先增后减，在的降低先增后减，在550附近有一极大值。附近有一极大值。 形核率形核率第21页/共55页第二十二页，共55页。图2-15 形核率与转变温度的关系550第22页/共55页第二十三页，共55页。图2-16 长大速度与转变温度的关系550)exp(112200RTQTDTGTSTGDSGGn 长大速度随转变温度的降低也是先增后减，在550附近也有一极大值。第23页/共55页

13、第二十四页，共55页。 含碳量含碳量亚共析钢： C%，铁素体形核率；另外，相变驱动力 G-，所以珠光体转变速度下降，C曲线右移。钢的化学成分钢的化学成分第24页/共55页第二十五页，共55页。第25页/共55页第二十六页，共55页。图2-17 合金元素对共析点位置的影响第26页/共55页第二十七页，共55页。图2-18 合金元素对珠光体片层间距的影响1-12%Co; 2-0.26%M; 3-0.46%Mn; 4-0.630.80%Mn;5-1%Ni; 6-1.56%Mn; 7-3%Ni; 8-3.5%Mn第27页/共55页第二十八页，共55页。第28页/共55页第二十九页，共55页。第29页/

14、共55页第三十页，共55页。第30页/共55页第三十一页，共55页。图2-19 伪共析转变区域第31页/共55页第三十二页，共55页。图2-20 不同形态析出相的温度-成分区第32页/共55页第三十三页，共55页。若原奥氏体含碳量较低，析出的铁素体量较多，且单位体积排出的碳原子较少，非共格界面(jimin)更易迁移，铁素体长入奥氏体呈块状分布。第33页/共55页第三十四页，共55页。n 形成温度较低时，铁原子不易作长距离扩散，使非共格晶界不易迁移，这时主要依靠共格界面迁移。n 铁素体晶核将通过共格界面向与其有位向关系的奥氏体晶粒内长大(chn d)，为减小应变能，铁素体呈片状沿奥氏体某一晶面向

15、晶粒内生长。n 这种先共析片状铁素体通常称为魏氏铁素体。图2-21 亚共析钢中的魏氏铁素体 第34页/共55页第三十五页，共55页。图2-22 过共析钢中的魏氏渗碳体第35页/共55页第三十六页，共55页。图2-23 铝元素对先共析渗碳体的影响(a)第36页/共55页第三十七页，共55页。第37页/共55页第三十八页，共55页。第38页/共55页第三十九页，共55页。图2-23 0.2C-4Mo钢在650 转变后的组织第39页/共55页第四十页，共55页。第40页/共55页第四十一页，共55页。图2-24 0.02C-0.032Nb钢在600等温40min后NbC相间沉淀的分布第41页/共55

16、页第四十二页，共55页。第42页/共55页第四十三页，共55页。第43页/共55页第四十四页，共55页。 当合金由单相固溶体构成时，随溶质原子含量的增加，其塑性变形抗力大大提高，表现为强度和硬度上升，塑性和韧性值下降。图2-25 CuNi固溶体的机械性能与成分的关系图2-26 AlMg固溶体的应力应变曲线b第44页/共55页第四十五页，共55页。 晶体结构中的弹性交互作用、电交互作用和化学交互作用。其中最主要的是：溶质原子与位错的弹性交互作用阻碍了位错的运动。溶质原子与位错弹性交互作用的结果，使溶质原子趋于聚集在位错的周围，以减小点阵畸变，降低体系的能量（它对位错有“钉扎”作用）。图2-27

17、不同溶质原子(yunz)在位错周围的分布状态第45页/共55页第四十六页，共55页。 双晶粒的拉伸(l shn)试验说明：晶界对形变有阻碍作用。第46页/共55页第四十七页，共55页。 低碳钢的s 与晶粒直径平方根的倒数呈线性关系，可用HallPetch公式表示： s 0+Kd1/2 （2-3）晶界强化理论的提出：晶界强化理论的提出：n 针对不同常规材料，探索抑制其晶粒长大的办法；n 在世界范围掀起了研究纳米材料的狂潮；n 可以实现在提高材料强度的同时，也改善材料的塑性和韧性，获得最佳的强韧性配合。第47页/共55页第四十八页，共55页。n易滑移阶段(jidun)（位错少干扰）n线性硬化阶段(

18、jidun)（位错塞积）n抛物线硬化阶段(jidun)（螺旋位错启动，位错密度下降）加工硬化曲线分为加工硬化曲线分为(fn wi)三阶段三阶段:图2-30 加工硬化曲线示意图第48页/共55页第四十九页，共55页。加工硬化的实质加工硬化的实质: : 金属塑性变形时内部产生滑移，使晶粒变形和细化金属塑性变形时内部产生滑移，使晶粒变形和细化亚组织，因而产生大量的位错，晶格严重畸变，内部应力增加，其宏亚组织，因而产生大量的位错，晶格严重畸变，内部应力增加，其宏观效应观效应(xioyng)(xioyng)就是加工硬化。就是加工硬化。图2-31 第49页/共55页第五十页，共55页。图2-32 铝合金分类示意图第50页/共55页第五十一页，共55页。n生产中可通过对马氏体进行回火的方法获得弥散分布 的第二相；n也可通过共晶化合物进行热压力加工获得；n还可通过共析反应获得；n另外还